1. Wstęp.

Obróbka cieplna jest to zespół odpowiednio dobranych zabiegów cieplnych prowadzących do zmiany właściwości stali poprzez zmiany struktury w stanie stałym w wyniku zmian temperatury i czasu.

Ze względu na czynniki wpływające na kształtowanie struktury oraz właściwości metali i stopów można wyróżnić następujące rodzaje obróbki cieplnej:

• obróbkę cieplną zwykłą,

• obróbkę cieplno-chemiczną,

• obróbkę cieplno-mechaniczną (zwaną także obróbką cieplno-plastyczną),

• obróbkę cieplno-magnetyczną.

Klasyfikację obróbki cieplnej zwykłej przedstawiono na rys. 1. Każdy proces obróbki cieplnej składa się z operacji i zabiegów. Operacja obróbki cieplnej jest to część procesu technologicznego (np. hartowanie, wyżarzanie) wykonywana w sposób ciągły, przeważnie na jednym stanowisku roboczym, natomiast zabiegiem nazywamy część operacji (np. nagrzewanie, wygrzewanie, chłodzenie) rys. 2.

Rys. 1. Klasyfikacja obróbki cieplnej zwykłej.

Rys. 2. Schemat operacji obróbki cieplnej.

Podstawowymi parametrami, które decydują o przemianach fazowych są: szybkość nagrzewania, temperatura wygrzewania, czas nagrzewania, wygrzewania i chłodzenia oraz szybkość chłodzenia w zależności od temperatury wygrzewania. Nagrzewanie i chłodzenie materiału może przebiegać w sposób ciągły lub stopniowy. Podczas nagrzewania stopniowego rozróżnia się: podgrzewanie - nagrzewanie do temperatury pośredniej i dogrzewanie - nagrzewanie do temperatury wygrzewania. Podobnie podczas chłodzenia stopniowego wyróżniamy pojęcia: podchładzanie - chłodzenie do temperatury pośredniej oraz wychładzanie - chłodzenie do temperatury końcowej. Chłodzenie powolne (w piecu, spokojnym powietrzu) nazywamy studzeniem, natomiast chłodzenie szybkie (w wodzie, oleju) nazywamy oziębianiem. Ochłodzenie i wytrzymanie materiału w temperaturze poniżej 0°C nazywamy wymrażaniem.

2. Przemiany fazowe podczas obróbki cieplnej.

1. Przemiana austenityczna.

Podczas nagrzewania stali, powyżej temperatury A_c1, rozpoczyna się przemiana perlitu w austenit, nazywana przemianą austenityczną. W stalach podeutektoidalnych po przekroczeniu temperatury A_c3 rozpoczyna się przemiana ferrytu w austenit, a w stalach nadeutektoidalnych po osiągnięciu temperatury A_ccm- proces rozkładu cementytu.

Przemiana austenityczna rozpoczyna się zarodkowaniem austenitu na granicach międzyfazowych ferryt - cementyt i ma charakter dyfuzyjny. Szybkość zachodzenia przemiany austenitycznej zależy głównie od stopnia przegrzania perlitu (ferrytu) powyżej temperatury A_c1, (A_c3) przy grzaniu izotermicznym lub od szybkości nagrzewania przy grzaniu ciągłym oraz od ogólnej powierzchni granic międzyfazowych ferryt-cementyt, tj. dyspersji perlitu. Przemianę tę można rozważać w trzech następujących po sobie etapach:

• utworzenie austenitu niejednorodnego,

• utworzenie austenitu jednorodnego,

• rozrost ziaren austenitu.

Bezpośrednio po zakończeniu przemiany austenitycznej otrzymany austenit jest niejednorodny i do pełnego wyrównania koncentracji węgla i innych pierwiastków stopowych konieczne jest dalsze wygrzewanie.

Przemianie perlitu w austenit towarzyszy rozdrobnienie ziarna (rys.3), jednak dalszy wzrost temperatury lub czasu austenityzowania sprzyja rozrostowi ziaren. Skłonność do rozrostu ziaren austenitu zależy w znacznym stopniu od rodzaju stali, które możemy podzielić na dwie grupy:

• stale drobnoziarniste o małej skłonności do rozrostu ziaren austenitu w zakresie temperatur do 900-950°C,

• stale gruboziarniste, w których rozrost ziaren austenitu następuje bezpośrednio po zakończeniu przemiany austenitycznej.

Rys. 3. Schemat wpływu temperatury austenityzowania na wielkość ziarna austenitu w stalach drobno- i gruboziarnistych (DAD, DAG - wielkość ziarna austenitu w stali drobnoziarnistej i gruboziarnistej, DP - wielkość ziarna perlitu).

Głównym czynnikiem hamującym rozrost ziaren austenitu są dyspersyjne cząstki obcych faz, uniemożliwiające migrację granic ziaren. Do stali charakteryzujących się małą skłonnością do rozrostu ziaren należą m.in. stale odtleniane za pomocą aluminium (powstają dyspersyjne cząstki Al₂O₃ i AlN) oraz tale nadeutektoidalne i stopowe zawierające trudno rozpuszczalne węgliki. Stale drobnoziarniste umożliwiają stosowanie szerszego zakresu temperatury austenityzowania podczas obróbki cieplnej oraz wyższej temperatury obróbki plastycznej na gorąco. Drobnoziarnista struktura austenitu pierwotnego wpływa na poprawę właściwości mechanicznych i eksploatacyjnych stali normalizowanych, hartowanych i ulepszanych cieplnie.

1. Przemiany podczas chłodzenia

Austenit jest fazą trwałą tylko w pewnym zakresie temperatur i po ochłodzeniu poniżej temperatury A_r, ulega przemianie perlitycznej, bainitycznej lub martenzytycznej. Dane dotyczące zależności struktury i właściwości stali od temperatury i czasu przemiany przechłodzonego austenitu zawierają wykresy CTP (czas - temperatura - przemiana). W zależności od sposobu chłodzenia dla różnych gatunków stali są opracowywane wykresy:

• CTPi - przy chłodzeniu izotermicznym,

• CTPc - przy chłodzeniu ciągłym (rys.4).

Rys. 4. Wykres CTPi (a) i CTPc (b) dla niestopowej stali podeutektoidalnej.

Rozpoczęcie przemiany austenitu wymaga pewnego czasu zwanego „czasem inkubacji austenitu”, który jest potrzebny do przegrupowania atomów oraz powstania zarodków nowej fazy. Czas inkubacji austenitu przy chłodzeniu izotermicznym zależy przede wszystkim od temperatury i jest najdłuższy w temperaturze bezpośrednio poniżej temperatury A₁. Wraz z obniżeniem temperatury czas trwałości przechłodzonego austenitu ulega skróceniu osiągając minimum w temperaturze 500-550°C. Poniżej temperatury 550°C czas inkubacji austenitu wydłuża się aż do osiągnięcia temperatury początku przemiany martenzytycznej.




Rys. 5. Schemat przebiegu przemiany perlitycznej: a) tworzenie się płytek cementytu i ferrytu, b) zapoczątkowanie przemiany perlitycznej na granicach ziaren austenitu, c) wzrost perlitu.

1. Przemiana perlityczna.

Przemiana perlityczna zachodzi po ochłodzeniu austenitu do zakresu temperatur pomiędzy temperaturą A_r1, a temperaturą minimalnej trwałości austenitu 500-550°C. W jej wyniku z austenitu powstaje mieszanina eutektoidalna złożona z płytek ferrytu i cementytu zwana perlitem. Przemiana perlityczna jest przemiany dyfuzyjną, związaną z przegrupowaniem atomów węgla i zachodzi przez zarodkowanie oraz rozrost zarodków (rys.5). Zarodkowanie perlitu przebiega homogenicznie na granicach ziaren austenitu czy nierozpuszczonych cząstkach innych faz, przy czym z danych doświadczalnych wynika, że w pierwszej kolejności powstaje płytka cementytu, powodując zubożenie zawartości węgla w otaczającym ją austenicie. Gdy stężenie węgla w austenicie spadnie do poziomu odpowiadającego jego zawartości w ferrycie - powstaje płytka ferrytu, co prowadzi do wzbogacenia sąsiednich obszarów austenitu w węgiel do zawartości wymaganej dla powstania płytki cementytu. Kolonia perlitu rośnie poprzez dobudowywania nowych płytek ferrytu i cementytu oraz przez wzrost czołowy, który zachodzi na drodze dyfuzyjnego przegrupowywania atomów węgla.

W warunkach chłodzenia izotermicznego odległość między płytkami ferrytu i cementytu zmniejsza się wraz z przechłodzeniem austenitu. Na przykład w perlicie utworzonym w temperaturze 700°C odległość między płytkami wynosi ok.1m, a w perlicie utworzonym w temperaturze 600°C - 0,1 m.

2. Przemiana bainityczna.

Przemiana bainityczna zachodzi w stalach pomiędzy temperaturą najmniejszej trwałości austenitu a temperaturą początku przemiany martenzytycznej. Podczas chłodzenia izotermicznego w zależności od temperatury przemiany rozróżnia się bainit górny, tworzący się w zakresie temperatury poniżej minimalnej trwałości austenitu a temperaturą 350-400°C oraz bainit dolny powstający w temperaturze pomiędzy 350-400°C a temperaturą początku przemiany martenzytycznej.

Przemiana bainityczna rozpoczyna się od utworzenia zarodków ferrytu na granicach ziaren austenitu. Obecnie przyjmuje się, że przemiana sieci austenitu w sieć ferrytu jest typu martenzytycznego czyli zachodzi na drodze bezdyfuzyjnego ścinania. Natomiast węgliki tworzą się w wyniku dyfuzji węgla i zarodkowania nowej fazy. Wynika stąd, że bainit jest mieszaniną przesyconego węglem ferrytu i węglików. Cechą bainitu górnego jest to, że zarodki ferrytu krystalizują głównie na granicy ziaren austenitu, natomiast wydzielenie cementytu zachodzi na granicy międzyfazowej γ. Morfologia tworzącego się cementytu na granicach listew ferrytu zależy od zawartości węgla w stali. W stalach niskowęglowych występują izolowane cząstki cementytu, natomiast przy większych zawartościach cementyt przyjmuje postać cienkiej błonki węglików po granicach listew ferrytu. W bainicie dolnym zarodki ferrytu krystalizują na granicy ziaren austenitu oraz na już istniejących płytkach ferrytu. Istotną cechą bainitu dolnego jest również to, że wydzielanie się węglików zachodzi wewnątrz płytek ferrytu, przy czym w zależności od warunków przemiany, może wydzielić się cementyt lub węglik . Węglik  o wzorze chemicznym Fe₂₄C zawiera 8,4% C i krystalizuje w układzie heksagonalnym; wydziela się podczas przemiany bainitycznej oraz odpuszczania niskiego.

Wraz z obniżeniem temperatury przemiany bainitycznej maleje wielkość listew ferrytu bainitycznego oraz wielkość cząstek węglików, a rośnie ich liczba. Rozdrobnienie listew ferrytu bainitycznego rośnie również ze wzrostem zawartości węgla w stali. Pod względem morfologicznym bainit górny jest bardziej zbliżony do perlitu drobnego, a bainit dolny do martenzytu. Oprócz bainitu górnego i dolnego wyróżnia się jeszcze bainit czysto ferrytyczny, występujący w stalach niskowęglowych oraz bainit inwersyjny, tworzący się w stalach nadeutektoidalnych powyżej temperatury 350°C.

3. Przemiana martenzytyczna.

Przemiana martenzytyczna (nazywana przemianą bezdyfuzyjną lub ścinającą) zachodzi w stalach po przechłodzeniu austenitu poniżej temperatury M_s (ang. martensite start) z prędkością równą lub większą od prędkości krytycznej (rys. 4b). W wyniku powyższej przemiany powstaje martenzyt tj. przesycony roztwór węgla w żelazie , o strukturze tetragonalnej, powstającej przez zniekształcenie komórki sieci A2 (ferrytu) obecnością atomów węgla w lukach oktaedrycznych. Parametry sieci tetragonalnej martenzytu, a tym samym jego właściwości zależą głównie od zawartości węgla w martenzycie. Martenzyt cechuje wysoka twardość i mała ciągliwość spowodowana obniżeniem symetrii sieci i wysokimi naprężeniami wywołanymi przez atomy międzywęzłowe oraz obecność defektów sieciowych (dyslokacji, mikrobliźniaków).

Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się po przekroczeniu temperatury M_s i zachodzi z bardzo dużą prędkością 1000-7000 m/s. Czas tworzenia jednej płytki martenzytu wynosi ok.10^-7s. Warunkiem przebiegu przemiany martenzytycznej jest ciągłe obniżanie temperatury aż do osiągnięcia temperatury M_f (ang. martensite finish), poniżej której przemiana martenzytyczna nie zachodzi, pomimo pozostania w strukturze pewnej ilości austenitu.

Przyczyną pozostawania w strukturze pewnej ilości austenitu (zwanego austenitem szczątkowym) jest znaczny wzrost objętości martenzytu w porównaniu z austenitem o około 3-4%, co powoduje wzrost naprężeń ściskających w strukturze i zahamowanie dalszej przemiany austenitu. Ilość austenitu szczątkowego po przemianie martenzytycznej zależy od: zawartości węgla w stali, temperatury początku i końca przemiany martenzytycznej, temperatury austenityzowania stali i szybkości chłodzenia w zakresie temperatur M_s i M_f.

Wpływ węgla na temperaturę początku i końca przemiany martenzytycznej oraz zawartość austenitu szczątkowego w stali węglowej przedstawiono na rys.6 i 7. W miarę wzrostu zawartości węgla w stali zarówno temperatura M_s, jak i M_f ulega obniżeniu, przy czym w stalach o zawartości ponad 0,6% C temperatura M_f leży poniżej zera °C i dla zmniejszenia ilości austenitu szczątkowego w strukturze konieczne jest przeprowadzenie obróbki podzerowej (tzw. wymrażania). Ilość austenitu szczątkowego w stali wzrasta również jeżeli podczas chłodzenia w zakresie temperatur M_s i M_f próbka zostanie izotermicznie wytrzymana.

Rys. 6. Wpływ węgla na temperaturę przemiany martenzytycznej (Ms i Mf) szczątkowego.	Rys. 7. Wpływ węgla na zawartość austenitu.




Rys. 8. Schemat przekształcenia sieci austenitu w sieć martenzytu.

Podczas przemiany martenzytycznej następuje skoordynowane przemieszczenie atomów bez zmiany sąsiadujących atomów dziedziczonych z austenitu, a na powierzchni próbki tworzy się charakterystyczny relief. Możliwość przedstawienia sieci płaskocentrycznej (A1) austenitu jako tetragonalnej przestrzennie centrowanej pierwszy dostrzegł Bain (rys.8). Zaobserwował on, że sieć martenzytu można otrzymać z sieci A1 przez jej ściśnięcie w kierunku <100>. Stwierdzono jednak, że samo ściśnięcie nie może przekształcić jednej sieci w drugą, gdyż przy przemianie martenzytycznej występuje pewna płaszczyzna niezmiennicza (płaszczyzna habitus), która nie podlega przekształceniu oraz nie zmienia swej orientacji w przestrzeni. Dlatego Kurdiumow i Sachs zaproponowali mechanizm przekształcenia komórki austenitu w martenzyt w dwóch kolejnych ścięciach sieci w określonych kierunkach.

W stalach niskowęglowych martenzyt ma zwykle kształt listew o orientacji płaszczyzny habitus {111}γ, w stalach o zawartości węgla od 0,5 do 1,4% płaszczyzną habitus jest płaszczyzna {225}γ, a w stalach o zawartości węgla powyżej 1,4% płaszczyzna {259}γ.

Martenzyt listwowy (rys.10a) powstaje w wyniku odkształcenia przez poślizg. Pojedynczy kryształ martenzytu ma kształt listwy o kierunku <111> o wymiarach w stosunku 1:7:30 i szerokości od 0,1-3 m. Zgrupowane równolegle listwy tworzą pakiety. Poszczególne listwy martenzytu oddzielone są granicami małego kąta oraz bliźniaczymi, natomiast pakiety tworzą między sobą granice dużego kąta. Pakiety martenzytu listwowego tworzą się podczas przemiany martenzytycznej w stalach nisko- i średniowęglowych.

Podział martenzytu ze względu na morfologię, przedstawiono na rys. 9.

	Rys. 9. Klasyfikacja struktur martenzytycznych w stalach.
	Rys. 10. Morfologia martenzytu w stalach węglowych: a) listwowy, b) płytkowy.

Martenzyt płytkowy (rys.10b), którego powstawanie związane jest z dominowaniem ścinania przez bliźniakowanie. Płytki martenzytu mają kształt soczewek o bardziej lub mniej regularnej (w zależności od stopnia zbliźniaczenia) powierzchni oraz zróżnicowanych wymiarach. W martenzycie całkowicie zbliźniaczonym płaszczyzny ograniczające płytki są całkowicie gładkie, natomiast w częściowo zbliźniaczonym nieregularne. Poszczególne płytki martenzytu są oddzielone między sobą austenitem szczątkowym. Martenzyt płytkowy występuje w stalach wysokowęglowych oraz niektórych stalach stopowych.

1. Przemiany podczas odpuszczania.

Podczas wygrzewania w temperaturze niższej od A₁ stali uprzednio zahartowanej zachodzą następujące przemiany:

• rozkład martenzytu,

• przemiana austenitu szczątkowego w fazę ,

• wydzielanie węglika i cementytu w stalach węglowych oraz innych węglików w stalach stopowych,

• koagulacja węglików wydzielonych we wcześniejszych stadiach odpuszczania.

W zależności od temperatury możemy wyróżnić kilka stadiów odpuszczania, w których przeważa jedna z przemian (rys.11).

Pierwsze stadium przebiega w zakresie temperatur 80-200°C. Z martenzytu wydziela się węgiel w postaci drobnodyspersyjnego węglika , co powoduje zmniejszenie tetragonalności martenzytu. Powyższym przemianom towarzyszy skurcz próbki. Struktura po odpuszczaniu składa się z martenzytu odpuszczonego, austenitu szczątkowego i wydzieleń węglika .

Drugie stadium przebiega w zakresie temperatur 200-300°C. Przeważają tutaj procesy przemiany austenitu szczątkowego w martenzyt odpuszczony, co powoduje wydłużenie próbki. Struktura stali składa się z martenzytu odpuszczonego i węglika .

W trzecim stadium odpuszczania (300-400°C) następuje całkowite wydzielenie się węgla z martenzytu, rozpuszczanie się węglika  w osnowie i niezależne wydzielanie cementytu. W powyższym stadium odpuszczania następuje silny skurcz próbki. Struktura próbki składa się martenzytu odpuszczonego (roztworu ) i wydzieleń cementytu.




Rys. 11. Wpływ temperatury odpuszczania na zmiany wydłużenia próbki.

Powyżej temperatury 400°C rozpoczyna się czwarte stadium odpuszczania, w którym zachodzą procesy koagulacji cementytu, polegające na stopniowym rozpuszczaniu się mniejszych cząstek cementytu i wzroście większych. W temperaturze ok. 600°C następuje sferoidyzacja cementytu. Struktura składa się z wysokoodpuszczonego martenzytu (złożonego z bardzo drobnych kulistych cząstek cementytu w osnowie ferrytu).

3. Procesy obróbki cieplnej.

Obróbka cieplna ma na celu zmianę właściwości poprzez zmianę struktury, lecz bez zmiany kształtu obrabianego przedmiotu. W zależności od parametrów obróbki cieplnej oraz zmian zachodzących w strukturze pod wpływem obróbki cieplnej wyróżnia się: wyżarzanie, hartowanie, odpuszczanie, przesycanie i starzenie.

1. Wyżarzanie.




Rys.12. Zakres temperatur wyżarzania stali.

Przez wyżarzanie rozumie się zabiegi cieplne, których celem jest uzyskanie struktury w obrabianym materiale zbliżonej do stanu równowagi termodynamicznej. Wyżarzanie polega na nagrzaniu materiału do określonej temperatury, wygrzaniu w tej temperaturze i chłodzeniu z odpowiednią szybkością. Ze względu na temperaturę, w której wyżarzanie przebiega, dzieli się je na wyżarzanie: z przekrystalizowaniem i bez przekrystalizowania.

1. Procesy wyżarzania bez przekrystalizowania.

Wyżarzanie rekrystalizujące przeprowadza się po obróbce plastycznej na zimno. Polega na nagrzaniu materiału do temperatury wyższej od temperatury początku rekrystalizacji, wygrzaniu w tej temperaturze i chłodzeniu. Celem wyżarzania rekrystalizującego jest usunięcie skutków zgniotu i przywrócenie pierwotnych właściwości materiału. Temperaturę rekrystalizacji można w przybliżeniu określić:

T_r≈(0,35-0,6)T_t [K]

gdzie: T_r - temperatura rekrystalizacji, T_t - temperatura topnienia.

Wyżarzanie odprężające (odprężanie) polega na nagrzaniu materiału do temperatury poniżej A_c1, najczęściej 600-650°C, wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym studzeniu. Celem wyżarzania odprężającego jest zmniejszenie naprężeń własnych bez wyraźnych zmian struktury i właściwości uzyskanych w wyniku wcześniejszej obróbki, stosowane jest do odlewów staliwnych, elementów spawanych oraz utwardzonych przez odkształcenia plastyczne.

Wyżarzanie stabilizujące przeprowadza się w temperaturze do 150°C i ma na celu zapewnienie niezmienności wymiarowej oraz zmniejszenie naprężeń własnych. Najczęściej jest stosowane do narzędzi, sprawdzianów, odlewów żeliwnych, walców hutniczych itp. Jeżeli wyżarzanie przebiega w temperaturze otoczenia w czasie od kilku miesięcy do kilku lat, to nosi nazwę sezonowanie.

2. Procesy wyżarzania z przekrystalizowaniem.

Wyżarzanie ujednorodniające (homogenizujące) polega na nagrzaniu materiału do temperatury 1000-1200°C (o ok.100-200°C niższej od temperatury solidusu), długotrwałym wygrzaniu w tej temperaturze aż do wyrównania składu chemicznego oraz powolnym chłodzeniu. Celem zabiegu jest zmniejszenie niejednorodności (mikrosegregacji) składu chemicznego.

Wyżarzanie normalizujące (normalizowanie) polega na nagrzaniu do stanu austenitycznego, tzn. 30-50°C powyżej temperatury linii GSE (A_c3, A_cm) i następnie studzeniu w powietrzu. Celem operacji jest uzyskanie jednorodnej struktury drobnoziarnistej, a przez to poprawa właściwości mechanicznych stali. Jest stosowane do niestopowych stali konstrukcyjnych i staliwa - często przed dalszą obróbką cieplną w celu ujednorodnienia struktury.

Wyżarzanie zupełne polega na nagrzaniu stali, jak przy wyżarzaniu normalizującym i powolnym studzeniu (np. z piecem). Celem zabiegu jest zmniejszenie twardości, usunięcie naprężeń własnych, poprawa ciągliwości stali. Procesowi temu poddaje się zwykle stale stopowe, dla których szybkość chłodzenia w spokojnym powietrzu podczas normalizowania jest za duża i może prowadzić do zahartowania stali.

Wyżarzanie izotermiczne jest odmianą wyżarzania zupełnego i polega na nagrzaniu stali o 30-50°C powyżej temperatury A_c3, A_cm, wygrzaniu w tej temperaturze, szybkim chłodzeniu do temperatury zawartej pomiędzy temperaturą A_r1, a temperaturą najmniejszej trwałości przechłodzonego austenitu i izotermicznym wytrzymaniu w tej temperaturze aż do zakończenia przemiany perlitycznej. W wyniku wyżarzania izotermicznego uzyskuje się równomierne rozmieszczenie cementytu w perlicie, ziarna średniej wielkości, dobrą obrabialność oraz twardość w granicach 150 - 220 HB. Z tych względów proces ten jest zalecany dla stali stopowych do nawęglania i ulepszania, przeznaczonych na koła zębate, wałki wielowypustowe itp.

Wyżarzanie sferoidyzujące (zmiękczanie) polega na nagrzaniu stali do temperatury zbliżonej do A_c1 wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu. Wygrzewanie może się odbywać w temperaturze do 20°C powyżej lub poniżej temperatury A_c1. Najbardziej efektywne jest wygrzewanie wahadłowe wokół temperatury A_c1, trudne jednak do realizacji w warunkach przemysłowych.

W wyniku operacji wyżarzania sferoidyzującego uzyskuje się strukturę cementytu kulkowego w osnowie ferrytycznej tzw. sferoidyt. Struktura taka odznacza się najmniejszą twardością, dobrą skrawalnością oraz podatnością na odkształcenia plastyczne w czasie obróbki plastycznej na zimno.

2. Hartowanie.

Hartowanie polega na nagrzaniu stali do temperatury austenityzowania, krótkim wygrzaniu w tej temperaturze i oziębieniu z szybkością umożliwiającą uzyskanie struktury martenzytycznej lub bainitycznej. Podczas hartowania stali niestopowych oraz stali niskostopowych materiał nagrzewamy do temperatury 30-50°C powyżej linii GSK (rys.13). Natomiast stale wysokostopowe (nierdzewne, szybkotnące) nagrzewamy do temperatur znacznie wyższych (1100-1200°C) w celu rozpuszczenia się w austenicie węglików i maksymalnego nasycenia roztworu stałego pierwiastkami stopowymi.

W zależności od sposobu chłodzenia wyróżnia się hartowanie zwykłe (ciągłe), stopniowe oraz z przemianą izotermiczną (rys.14).

Rys.13.Fragment układu Fe-C z naniesionymi temperaturami hartowania i odpuszczania.

Rys.14.Krzywe chłodzenia podczas hartowania: a) ciągłego, b) stopniowego, c) izotermicznego.

Hartowanie zwykłe polega na ciągłym obniżaniu temperatury obrabianego elementu z prędkością większą od krytycznej w ośrodku o temperaturze niższej od temperatury początku przemiany martenzytycznej. Dobór ośrodka chłodzącego uzależniony jest od hartowanego materiału oraz rodzaju struktury, którą chcemy uzyskać po zakończeniu procesu.

Stale węglowe chłodzimy najczęściej w wodzie lub roztworach soli, natomiast stale stopowe w oleju lub powietrzu (np. stale maraging).

Hartowanie stopniowe polega na chłodzeniu obrabianego elementu w kąpieli o temperaturze wyższej od temperatury początku przemiany martenzytycznej, wytrzymaniu w tej temperaturze przez okres konieczny do wyrównania temperatury na powierzchni i w rdzeniu przedmiotu lecz nie dłużej niż czas trwałości austenitu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu do temperatury otoczenia. Dzięki wyrównaniu temperatury na powierzchni i w rdzeniu materiału oraz powolnemu chłodzeniu po wytrzymaniu izotermicznym w przekroju elementu zanikają naprężenia termiczne oraz zmniejsza się skłonność do pękania i paczenia elementów. Jako kąpieli hartowniczych używa się najczęściej stopionych soli azotanów i azotynów sodu oraz soli potasu, które zapewniają szybki odbiór ciepła od ochładzanych elementów.

Hartowanie izotermiczne (bainityczne) przebiega podobnie jak hartowanie stopniowe, tzn. po austenityzowaniu stal ochładza się w kąpieli o temperaturze wyższej od M_s, zwykle w zakresie 250-400°C, wytrzymuje w tej temperaturze do czasu zakończenia przemiany bainitycznej i chłodzi w powietrzu. Uzyskana struktura bainityczna posiada dużą twardość (40-50 HRC), a zarazem większą ciągliwość i udarność niż struktura martenzytyczna.

Ze względu na zasięg austenityzowania obrabianego cieplnie przedmiotu hartowanie dzielimy na: objętościowe i powierzchniowe.

Hartowanie objętościowe występuje wtedy, gdy austenityzowanie obejmuje całą objętość obrabianego cieplnie przedmiotu, a grubość zahartowanej warstwy zależy wyłącznie od własności materiału i szybkości chłodzenia.

Hartowanie powierzchniowe polega na szybkim nagrzaniu warstwy powierzchniowej przedmiotu do temperatury hartowania i następnie szybkim chłodzeniu. Hartowanie powierzchniowe umożliwia ograniczenie nagrzewania do cienkiej warstwy powierzchniowej w miejscach, które powinny być obrobione cieplnie, nie wywołuje więc dużych naprężeń i odkształceń cieplnych. Hartowanie powierzchniowe w zależności od sposobu nagrzewania dzieli się na:

• indukcyjne,

• płomieniowe,

• kąpielowe,

• wiązkowe (laserowe, elektronowe, jonowe).

1. Hartowność stali.

Hartowność stali, jest to zdolność do tworzenia struktury martenzytycznej. Właściwość ta jest ściśle związana z krytyczną szybkością chłodzenia stali; im większa jest wymagana szybkość chłodzenia tym hartowność mniejsza. Z pojęciem hartowności związane są następujące cechy:

• głębokość hartowania,

• maksymalna twardość uzyskiwana na powierzchni,

• skłonność do tworzenia rys i pęknięć hartowniczych.

Dla celów praktycznych porównywania hartowności różnych gatunków stali często podaje się maksymalną średnicę pręta, przy której zostaje on zahartowany na wskroś. Średnicę tę nazywa się średnicą krytyczną (D_k) i stanowi ona podstawowe kryterium hartowności stali. Za warstwę zahartowaną przyjmuje się strefę, w której występuje co najmniej 50% martenzytu. Średnicę krytyczną wyznacza się podczas badania hartowności stali za pomocą krzywych U. Metoda ta opracowana przez Grossmana polega na hartowaniu w stałych warunkach prętów z danego gatunku stali o różnych średnicach i wyznaczeniu rozkładu twardości na przekroju poprzecznym każdego pręta wzdłuż średnicy. Wyniki podaje się w postaci wykresu zmiany twardości w funkcji odległości od środka próbki. Z powodu kształtu powyższych wykresów przyjęło się określać je jako krzywe „U”.




Rys. 15. Zmiana twardości próbki w próbie Jominy'ego.

Jedną z najczęściej stosowanych metod określania hartowności stali jest metoda hartowania od czoła (Jominy'ego) opisana w PN-79/H-04402. Polega ona na hartowaniu od czoła próbki walcowej o średnicy 25 mm i długości 100 mm (z kołnierzem) strumieniem wody wypływającej z dyszy o średnicy 12,5 mm. Po zahartowaniu zeszlifowuje się po 0,4 mm wzdłuż przeciwległych tworzących próbki i dokonuje pomiarów twardości metodą Rockwella w skali C w odległości od czoła próbki: dwa odciski co 1,5 mm, sześć co 2 mm i następne co 5 mm. Następnie sporządza się wykres hartowności stali w układzie współrzędnych: twardość HRC - odległość od czoła (rys.15). Powyższa metoda jest stosowana do określania hartowności stali o średniej hartowności.

Inną metodą wyznaczania hartowności jest metoda obliczeniowa polegająca na liczbowym ujęciu wpływu węgla, pierwiastków substytucyjnych oraz wielkości ziarna austenitu pierwotnego. Dla stali węglowej idealną średnicę krytyczną oblicza się z zależności:




gdzie: D_P - idealna średnica krytyczna, N - nr wielkości ziarna w skali ASTM, %C - zawartość węgla.

1. Odpuszczanie.

Odpuszczanie polega na nagrzaniu stali zahartowanej do temperatury niższej od A_c1, wygrzaniu w tej temperaturze i chłodzeniu do temperatury pokojowej. W zależności od temperatury, w której prowadzony jest proces, rozróżnia się odpuszczanie:

• niskie 100-250°C,

• średnie 250-500°C,

• wysokie 500°C - A_c1.




Rys. 16. Zakres temperatur odpuszczania stali węglowej.

Odpuszczanie niskie stosowane jest głównie do stali narzędziowych, łożyskowych oraz hartowanych powierzchniowo. Celem odpuszczania niskiego jest zmniejszenie naprężeń hartowniczych, skłonności do kruchego pękania oraz zachowanie dużej twardości i odporności na ścieranie. W wyniku odpuszczania niskiego uzyskuje się strukturę martenzytu niskoodpuszczonego, który w stalach węglowych jest mieszaniną martenzytu tetragonalnego, wydzielonego węglika i austenitu szczątkowego.

Odpuszczanie średnie jest stosowane w celu nadania obrabianym elementom wysokiej granicy sprężystości przy zachowanej dużej wytrzymałości i równoczesnym polepszeniu ich właściwości plastycznych. Twardość struktury nieznacznie się zmniejsza. Odpuszczanie średnie jest stosowane głównie do stali sprężynowych oraz konstrukcyjnych. Po odpuszczaniu średnim struktura stali węglowych składa się z martenzytu średnio odpuszczonego, tj. martenzytu regularnego i wydzielonego cementytu.

Odpuszczanie wysokie stosowane jest głównie do stali konstrukcyjnych w celu otrzymania najbardziej korzystnych właściwości wytrzymałościowych i plastycznych, tj. dużej udarności i wydłużenia przy maksymalnym stosunku R_e/R_m. Struktura stali po wysokim odpuszczaniu składa się ze sferoidalnych wydzieleń cementytu w osnowie ferrytycznej.

Połączenie hartowania z odpuszczaniem niskim nazywamy utwardzaniem cieplnym, natomiast połączenie hartowania z odpuszczaniem wysokim lub średnim nazywamy ulepszaniem cieplnym.

1. Przesycanie i starzenie.




Rys. 17. Schemat przesycania i starzenia.

Przesycanie polega na nagrzaniu stopu do temperatury powyżej granicznej rozpuszczalności drugiego składnika, wygrzaniu w tej temperaturze i szybkim chłodzeniu w celu zatrzymania rozpuszczonego składnika w roztworze stałym (rys.17). W wyniku przesycania poprawiają się właściwości plastyczne natomiast zmniejsza się wytrzymałość i twardość. Przesycanie jest szeroko stosowane do stali Cr-Ni o strukturze austenitycznej w celu rozpuszczenia węglików i uzyskania jednorodnej struktury austenitycznej, co zwiększa odporność na korozję międzykrystaliczną oraz do uszlachetniania wysokostopowych stali żarowytrzymałych i stali o specjalnych właściwościach magnetycznych.

Starzenie polega na nagrzaniu stopu uprzednio przesyconego do temperatury poniżej granicznej rozpuszczalności drugiego składnika, wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu. Podczas procesu z roztworu przesyconego wydziela się składnik znajdujący się w nadmiarze w postaci drobnodyspersyjnych faz. Jeżeli proces starzenia zachodzi w temperaturze pokojowej to nosi nazwę starzenia samorzutnego lub naturalnego. Starzenie powoduje poprawę właściwości wytrzymałościowych i twardości oraz pogorszenie plastyczności.

Połączone procesy przesycania i starzenia określa się wspólną nazwą utwardzanie wydzieleniowe. Utwardzaniu wydzieleniowemu poddawane są stopy charakteryzujące się zmienną rozpuszczalnością jednego ze składników w stanie stałym i ma zastosowanie do umacniania metali nieżelaznych oraz stopowych stali austenitycznych i ferrytycznych.




Rys. 18. Wpływ temperatury starzenia na twardość.

Jeżeli celem utwardzania dyspersyjnego jest uzyskanie maksymalnej twardości i wytrzymałości należy zwrócić szczególną uwagę na dobór odpowiedniej temperatury starzenia (rys.18). Ponieważ przeprowadzenie operacji w zbyt wysokiej temperaturze powoduje tzw. przestarzenie czyli następuje utrata koherencji fazy wydzielonej z osnową oraz koagulacja wydzielonych cząstek. Jest to przyczyną zmniejszenia twardości i wytrzymałości.

Zachodzące procesy starzenia mogą być niekorzystne w stalach przeznaczonych do głębokiego tłoczenia oraz kotłowych, gdyż powodują zmniejszenie plastyczności i wzrost kruchości.

4. Literatura.

1. Adamczyk J., Metaloznawstwo teoretyczne, Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice, 1991.

2. Blicharski M., Przemiany fazowe, Wyd. AGH, Kraków, 1990.

3. Bylica A., Materiałoznawstwo - laboratorium, Wyd. WSP, Rzeszów, 1994.

4. Dobrzański L. A., Metaloznawstwo, WNT, Warszawa, 1998.

5. PN-93/H-01200, Obróbka cieplna metali i stopów. Terminologia.

6. Prowans S., Metaloznawstwo, WNT, Warszawa, 1992.

7. Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, WNT, Warszawa, 1997.

14

1

---